摘　要：研究了一種［110］取向的鎳基單晶高溫合金在1040 ℃、150ＭＰａ和850 ℃、500ＭＰａ條件下的蠕變性能、蠕變過程中γ′相的形貌演變以及γ′相的筏化機理，并對拉斷后試樣的縱向截面進行了ＳＥＭ 形貌觀察。結果表明：在1040℃、150ＭＰａ條件下，沿［110］取向施加應力拉伸時，合金中γ′相形成了與應力軸成４５°角的層片狀筏化組織；距斷口不同位置處γ′相的粗化程度存在明顯差異；而在850℃、500ＭＰａ條件下，拉伸蠕變后合金中γ′相沒有發(fā)生明顯的粗化現象。

關鍵詞：鎳基單晶高溫合金；拉伸蠕變；γ′相；筏化組織

中圖分類號：ＴＧ１１３ 文獻標志碼：Ａ 文章編號：１０００-３７３８（２００９）０６-０００６-０４

０　引　言

鎳基單晶高溫合金在應力和高溫的長時間作用下，其組織中的γ′沉淀相通常會發(fā)生沿某個方向上的擇優(yōu)長大，這種現象稱為定向粗化（筏化）［１］。相關研究［２－４］認為：外加應力的大小和方向、γ′沉淀相與基體間的錯配度及彈性常數差是影響γ′相形態(tài)及其演變動力學的主要參數。定向粗化的方向由外應力方向（拉／壓）及錯配性質（正／負）決定，即在正錯配拉應力或負錯配壓應力下，粗化方向與應力軸平行，稱為Ｐ型結構；而在正錯配壓應力或負錯配拉應力下，粗化方向與應力軸垂直，稱為Ｎ-型結構。Ｃａｒｒｙ［５］觀察到γ′相的定向粗化方向與γ′／γ界面的應力狀況和應變能密度的分布密切相關，在定向粗化過程中沒有消失的界面是那些被塑性變形中產生的位錯覆蓋的界面；Ｔｉｅｎ等［６］在對［００１］，［１１０］和［１１１］取向的ＣＭＳＸ-４單晶合金進行拉伸蠕變時發(fā)現合金晶體取向的變化對高溫蠕變期間γ′相的形貌演變產生明顯影響，對于［００１］取向合金，γ′沉淀相從最初的立方形態(tài)轉變成為與外應力垂直的Ｎ型筏化組織；對于［１１０］取向合金，立方γ′沉淀相亦演變?yōu)榕c外應力軸垂直的片層狀筏化組織；而對于［１１１］取向合金，無論是拉伸或壓縮蠕變都沒有觀察到γ′相的形態(tài)改變。

對于［００１］取向鎳基單晶合金在高溫拉伸蠕變期間γ′相的粗化取向已進行了廣泛深入地研究，但對［１１０］取向鎳基單晶合金在拉伸蠕變期間γ′相的粗化行為的研究還較少。為此，作者選擇了一種新型［１１０］取向鎳基單晶合金作為研究對象，研究了該合金的高溫蠕變特性及γ′相的粗化行為。

１　試樣制備和試驗方法

用真空感應爐熔煉母合金，母合金的化學成分（質量分數／％）為８．３９Ｃｒ，５．０Ｃｏ，９．５Ｗ ，５．５Ａｌ，２．２Ｔｉ，３．０Ｔａ，余Ｎｉ。采用籽晶法以高溫度梯度在ＺＧＤ-２型真空定向凝固爐中拉制［１１０］取向的１６ｍｍ 鎳基單晶合金試棒。籽晶是由選晶法制得的［００１］取向單晶棒沿［１１０］取向切取的。采用電子背散射（ＥＢＳＤ）試驗確定單晶合金棒的晶體取向，隨后對試棒進行熱處理，熱處理工藝參數：１３００ ℃×４ｈ空冷＋１１００℃×４ｈ空冷＋８７０℃×４ｈ空冷。將熱處理后的試棒加工成標距為５２ｍｍ 的標準蠕變試樣，在ＦＣ-２０懸臂式蠕變試驗機上進行單軸恒載拉伸蠕變試驗，根據該材料的實際應用工況選擇極端條件，分別在８５０ ℃、５００ ＭＰａ和１０４０ ℃、１５０ＭＰａ蠕變條件下進行試驗；然后沿平行于［１１０］方向切取金相試樣，經拋光腐蝕后，利用ＪＸ型掃描電鏡進行顯微組織觀察，觀察面為（１００）晶面，觀察位置選擇距斷口不同距離處。

２　試驗結果與討論

圖１中的黑點為鎳基單晶合金在極圖三角形中的位置，經測算試樣偏離［１１０］取向８．２°。文獻［７］指出，實際晶體取向與標準取向的偏差在１０°以內，對材料蠕變性能的影響可以忽略不計。

從圖２可以看出，鎳基單晶合金（００１）橫截面上的枝晶排列規(guī)則，呈現整齊的“＋”字花樣；二次枝晶搭接區(qū)內的共晶組織主要呈放射狀，枝晶間處的γ′相尺寸較大且形狀不規(guī)則，而枝晶干處的γ′相細小且排列規(guī)則。由圖３可見，經過熱處理后的鎳基單晶合金，在（１０１）橫截面上，γ′相沿［１００］和［０１０］方向排列，γ′相呈現立方體形態(tài)，經測算γ′相的體積分數約為６５％。

由圖４可以看出，在不同試驗條件下，合金的蠕變曲線有很大差異。在８５０℃、５００ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金的蠕變壽命很短且平均蠕變速率較高，蠕變曲線分為兩個階段，即短暫的初始蠕變階段和加速蠕變階段；在１０４０ ℃、１５０ ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金的蠕變壽命較長且平均蠕變速率較低，蠕變曲線也分為兩個階段，即穩(wěn)態(tài)蠕變階段和加速蠕變階段，蠕變過程主要由穩(wěn)態(tài)階段控制，穩(wěn)態(tài)蠕變時間約占蠕變壽命的８０％。

２．３　γ′相形態(tài)的演變

由圖５可以看出，在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金的顯微組織在蠕變過程中發(fā)生了明顯的變化，主要是γ′相發(fā)生了粗化，形成了由黑色的γ′相和白色的γ基體組成的板層狀組織，γ′相為細長波浪形，即所謂的筏化組織。比較圖５（ａ）～（ｄ）可知：距斷口不同位置處γ′相的粗化程度有很大差異。距斷口３０ｍｍ 處，由于應力比較低，應變量很小，γ′相的立方形貌基本沒有改變，基本沒有粗化現象發(fā)生。距斷口１５ｍｍ 處的γ′相已經開始筏化，立方形態(tài)消失，演化為長條形，并且與應力軸成一定的角度。距斷口７ｍｍ 處γ′相的筏化程度進一步提高，γ基體通道變寬，筏化組織形貌變得不規(guī)則，并沿［１００］和［０１０］方向相互連接形成與［１１０］應力軸約為４５°角的筏化組織。在頸縮區(qū)內距斷口１ｍｍ處，由于試棒橫截面積逐漸縮小，應力狀態(tài)由單向應力轉變?yōu)槿驊?，導致頸縮區(qū)內γ′相的筏化組織扭曲程度增加，γ′相形貌變得不規(guī)則。

由圖６可以看出，合金中孔洞的內表面較光滑且形狀不規(guī)則，可以推測出該孔洞是鑄造過程中形成的縮孔。在靠近孔洞邊緣處，γ′相除了形成與應力軸成一定角度且形貌不規(guī)則的筏形組織外，還形成了與應力軸垂直的Ｎ型筏化組織（圖中的Ａ 區(qū)域）。這種不正常的現象可能是由于孔洞的存在，在拉伸蠕變過程中孔洞邊緣處的應力集中使該處γ′
相承受多軸應力所致。

由圖７可以看出，在８５０℃、５００ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，距斷口不同距離處合金γ′相的粗化程度差異不明顯，且γ′相沒有形成完整的筏化組織，只是γ′相形貌由立方體演變成沿［１００］方向伸長的菱形組織。蠕變過程中γ′相的筏化與金屬原子的擴散密切相關［８］，在蠕變條件下，試樣的蠕變壽命較短，金屬原子沒有充分時間擴散且擴散的溫度相對較低，因此，γ′相沒有發(fā)生顯著的粗化現象。

２．４　元素擴散的驅動力

在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金在蠕變初期的變形特征是位錯在γ基體通道中運動，而γ′相中無位錯。因此可以認為塑性變形發(fā)生在γ基體，γ′相僅發(fā)生彈性應變。分析認為［９］：在Ｒｏｏｆ基體通道中有較高的ＶｏｎＭｉｓｅｓ應力，隨蠕變的進行，位錯在該通道中的密度增加，元素定向擴散的幾率增加，促使γ′相發(fā)生組織演化。同時，在該區(qū)域內的應變能密度增大。如果認為應變能密度的變化Δ犌是合金元素擴散的驅動力，則元素的擴散通量

擴散通量的增加促使合金中γ相形成元素鉻、鎢、鈷等從Ｇａｂｌｅ通道向Ｒｏｏｆ通道擴散，而鋁、鉭等γ′相形成元素則從Ｒｏｏｆ通道向Ｇａｂｌｅ通道擴散。
于是Ｒｏｏｆ通道逐漸增寬，Ｇａｂｌｅ基體通道逐漸變窄，最終形成與應力軸成４５°角的筏化組織。由圖８可知，合金中Ｒｏｏｆ通道的寬度明顯大于Ｇａｂｌｅ通
道，表明以上分析與試驗結果一致。

３　結　論
（１）在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，［１１０］取向鎳基單晶合金中距斷口不同距離的γ′相的粗化程度有很大差異，隨距斷口距離的增加，應變
減小，γ′相的筏化程度減弱。
（２）在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，［１１０］取向鎳基單晶合金中的γ′相沿［１００］和［０１０］
取向相互連接并形成與［１１０］應力軸成４５°角的層片狀筏化組織；在靠近斷口的縮孔處，由于應力集中的影響使γ′相形成不規(guī)則的筏化組織。
（３）在８５０℃、５００ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，由于擴散溫度較低，鎳基單晶合金的蠕變壽命較短，γ′相沒有發(fā)生顯著的粗化現象。

參考文獻：

［１］　水麗，金濤，田素貴，等．預壓縮處理對鎳基單晶高溫合金蠕變變形機制的影響［Ｊ］．金屬學報，２００７，４３（１）：４７-５２．

［２］?。裕粒耍粒?Ｍ，ＴＯＳＨＩＨＡＲＵＫ．ＣｒｅｅｐｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＮｉｂａｓｅｓｉｎ-ｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓｗｉｔｈｖａｒｉｏｕｓγ′ｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．

ＡｃｔａＭｅｔａｌ，２００４（５２）：３７３７-３７４４．

［３］　ＰＥＡＲＳＯＮＤＤ，ＬＥＭＫＥＹＦＤ，ＫＥＡＲＢＨ．Ｓｔｒｅｓｓｃｏａｒｓｅ-ｎｉｎｇｏｆγ′ａｎｄｉｔｓｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｎｃｒｅｅｐｐｒｏｐｅｒｔｉｅ

ｓｏｆａｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓ-ｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ［Ｃ］／／Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ １９８４．Ｍｅｔａｌ ｐａｒｋ：ＴＭＳ-ＡＩＭＥ，１９８４：５１３-５２２．